JPS61117245A - 溶接用低温強靭鋼 - Google Patents
溶接用低温強靭鋼Info
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- JPS61117245A JPS61117245A JP23778484A JP23778484A JPS61117245A JP S61117245 A JPS61117245 A JP S61117245A JP 23778484 A JP23778484 A JP 23778484A JP 23778484 A JP23778484 A JP 23778484A JP S61117245 A JPS61117245 A JP S61117245A
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- welding
- toughness
- oxide
- ferrite
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Abstract
(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。
め要約のデータは記録されません。
Description
【発明の詳細な説明】
（産業上の利用分野）
本発明は浴接用低温強靭鋼に係わり、特に浴接熱影響部
の低温切欠靭性の優れた鋼打に関するものである。
の低温切欠靭性の優れた鋼打に関するものである。
（従来の技術お工び問題点）
近年、海洋構造物、船舶、貯槽など、大型鋼構造物のオ
質特注に対する要求は厳しさ金増しており、特に浴接部
における低温靭性の抜本的改善が望まれている。一般に
、鋼オをサブマージアーク浴接、エレクトロガス浴接、
あるいはエレクトロスラグ浴接などの自ａ浴接を行なう
と、オーステナイト結晶粒の粗大化にエリ溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと称する）の靭性が著るしく低下する。
質特注に対する要求は厳しさ金増しており、特に浴接部
における低温靭性の抜本的改善が望まれている。一般に
、鋼オをサブマージアーク浴接、エレクトロガス浴接、
あるいはエレクトロスラグ浴接などの自ａ浴接を行なう
と、オーステナイト結晶粒の粗大化にエリ溶接熱影響部
（以下、ＨＡＺと称する）の靭性が著るしく低下する。
そこで、従来、ＨＡＺ靭性の向上策として、ＨＡＺ組蛾
を微細化する方法が各棟提案されている。
を微細化する方法が各棟提案されている。
例えば、昭和５４年６月発行の「鉄と鋼」第６５巻第８
号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させ、５０
ｋｖ／−高張力鋼の大入熱浴接時のＩ（ＡＺ籾性ヲ改善
する技術が開示されているが、これらの析出物は大入熱
浴接時に大部分が尋解し、ボンド部に２ける粗粒化と固
溶Ｎの増加とに工すＨＡＺｅＪ性の劣ｆヒが避けられな
いという欠点が存在する。
号１２３２頁においては、ＴｉＮを微細析出させ、５０
ｋｖ／−高張力鋼の大入熱浴接時のＩ（ＡＺ籾性ヲ改善
する技術が開示されているが、これらの析出物は大入熱
浴接時に大部分が尋解し、ボンド部に２ける粗粒化と固
溶Ｎの増加とに工すＨＡＺｅＪ性の劣ｆヒが避けられな
いという欠点が存在する。
また、昭和５８ 年２月発行の「浴接学会誌」第５２巻
第２号４９ＭＪｍは、ＴｉＮＩＣ加えてＯａＯｆ形成さ
せ、オーステナイトの細粒化と０ａＯ１−核とした粒内
フェライトの生成によるフェライトの細粒化を計る方法
が提案されている。しかし、ＴｉＮが上記欠点を待つ一
方、ＯａＯｔ−鋼中に微細かつ均一に分散させることが
困難なため、実用化の段階には至つ工いない。
第２号４９ＭＪｍは、ＴｉＮＩＣ加えてＯａＯｆ形成さ
せ、オーステナイトの細粒化と０ａＯ１−核とした粒内
フェライトの生成によるフェライトの細粒化を計る方法
が提案されている。しかし、ＴｉＮが上記欠点を待つ一
方、ＯａＯｔ−鋼中に微細かつ均一に分散させることが
困難なため、実用化の段階には至つ工いない。
さらに、特公昭５５−３１３８９号公報には、希土類元
Ｋ（ＲＩＭ）、Ｂの複合添加にエフ鋼中にＲＦｉＭ酸化
物、ａｇＭ硫化物とＢＮの複合体全形成させ、これらｔ
核とした粒内フェライトの生成にＬすＨＡＺ組織を実効
的に細粒化する方法が提案されている。しかし、この場
合も上記ＯａＯと同様に、ＦＬｇＭ酸化物、硫化物を鋼
中に均一かつ微細分散させることは極めて困難であり、
実用化の目途は立っていない。
Ｋ（ＲＩＭ）、Ｂの複合添加にエフ鋼中にＲＦｉＭ酸化
物、ａｇＭ硫化物とＢＮの複合体全形成させ、これらｔ
核とした粒内フェライトの生成にＬすＨＡＺ組織を実効
的に細粒化する方法が提案されている。しかし、この場
合も上記ＯａＯと同様に、ＦＬｇＭ酸化物、硫化物を鋼
中に均一かつ微細分散させることは極めて困難であり、
実用化の目途は立っていない。
一方、本発明者らの一部は１例えば溶鋼のＡＡ脱酸に替
るＴｉ単独脱酸により鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させ
、浴接時の冷却過程において粒内フェライト変態を促進
させることにエリ、ＨＡＺ靭性を著るしく改善すること
ができることを特願昭５９−１０１７３２号において示
した。しかしながら海構釘七例にとると、北極海など厳
寒地方で便用される銅防に対しては安全基準の適用から
＜＋ＡＺＷ性に対して厳しい要求が出され、これを保証
する鋼ｉｌｌ安定に製造するためにはさらに改善が必要
である。
るＴｉ単独脱酸により鋼中にＴｉ酸化物を微細分散させ
、浴接時の冷却過程において粒内フェライト変態を促進
させることにエリ、ＨＡＺ靭性を著るしく改善すること
ができることを特願昭５９−１０１７３２号において示
した。しかしながら海構釘七例にとると、北極海など厳
寒地方で便用される銅防に対しては安全基準の適用から
＜＋ＡＺＷ性に対して厳しい要求が出され、これを保証
する鋼ｉｌｌ安定に製造するためにはさらに改善が必要
である。
（問題点全解決するための手段、作用）本発明者らは、
上記現状を踏まえてｍａｐの冷却過程における校内フェ
ライト変態の特質とそれを主要組織とする）ＩＡＺ靭件
について鋭意検討し、以下の結果を得た。
上記現状を踏まえてｍａｐの冷却過程における校内フェ
ライト変態の特質とそれを主要組織とする）ＩＡＺ靭件
について鋭意検討し、以下の結果を得た。
すなわち校内７エライトは、その形状によってＡ型、Ｂ
型の２種に分類される。第１図は、旧オーステナイト粒
界および粒内における各種フェライトの形ａｔ模式的に
示す図であって、同図においてｆＡ） 、 ＩＢＩは訃
のおのＡ型お裏びＢ型の粒内フェライトを示し、Ｌは長
さ、Ｃは巾であり、またＦｐは粒界フェライト、Ｆ５．
はフェライトサイドプレートを示すものである。なお、
フェライトサイドプレートとは旧オーステナイト粒内に
向って鋸歯状に発達したフェライトを指す。同図にみら
れるＬうに、Ａ型は板状で断面における長さＬ、巾Ｃの
比Ｌ１０は１．５〜２．０である。それに対してＢ型は
薄いレンズ状で、Ｌｌｏは５以上である。
型の２種に分類される。第１図は、旧オーステナイト粒
界および粒内における各種フェライトの形ａｔ模式的に
示す図であって、同図においてｆＡ） 、 ＩＢＩは訃
のおのＡ型お裏びＢ型の粒内フェライトを示し、Ｌは長
さ、Ｃは巾であり、またＦｐは粒界フェライト、Ｆ５．
はフェライトサイドプレートを示すものである。なお、
フェライトサイドプレートとは旧オーステナイト粒内に
向って鋸歯状に発達したフェライトを指す。同図にみら
れるＬうに、Ａ型は板状で断面における長さＬ、巾Ｃの
比Ｌ１０は１．５〜２．０である。それに対してＢ型は
薄いレンズ状で、Ｌｌｏは５以上である。
この場合％Ａ型から構成される粒内フェライトの集団に
おいては、個々の粒内フェライトがお互に結晶方位が異
なるため実効的に極めて細粒化されるのに対し、Ｂ型か
ら構成される粒内フェライトにおいては、個々の粒内フ
ェライトの結晶方位がほぼ同じであるため細粒化の穆斐
が小さくしたがって、ＨＡＺ靭性の改善には前者の方が
有利である。
おいては、個々の粒内フェライトがお互に結晶方位が異
なるため実効的に極めて細粒化されるのに対し、Ｂ型か
ら構成される粒内フェライトにおいては、個々の粒内フ
ェライトの結晶方位がほぼ同じであるため細粒化の穆斐
が小さくしたがって、ＨＡＺ靭性の改善には前者の方が
有利である。
しかし％Ａ型粒内フェライトは冷却連星が比較的速い場
合には生成しない。それに対してＢ型粒内フェライトは
、冷却速度依存性が小さく、冷却速度が速い場合でも生
成する。
合には生成しない。それに対してＢ型粒内フェライトは
、冷却速度依存性が小さく、冷却速度が速い場合でも生
成する。
さらにこれらのＡ型粒内フェライトの生成核は０、１〜
３． Ｏｔｓｍ ８ ’にの大きさをもつＴｉＮ ＋
Ｍｎ２の複合体である。それに対してＢ型粒内フェライ
トの生成核は、ＴｉＮ ＋ Ｍｎ２の複合体と同８度の
太きさ紫もつＴｉ酸化物である。したがって、’ｌ’ｉ
Ｎ＋ＭｎＳの複合体とＴｉ酸化物の両者を同時に鋼中に
存在させることにＬす、大人熱から小人熱の全人熱範囲
にわたつ″′ｒ４ＨＡＺ靭注に最も好ましい校内フェラ
イトの形成が可能となる。すなわち、大入熱溶接におい
ては、主として有効結晶粒径の極めて小さなＡ型粒内フ
ェライトにより、また中入熱から小入熱浴接においては
、Ｂ型粒内フェライトの生成に工ってＨＡＺ靭囲は著る
しぐ改善される。
３． Ｏｔｓｍ ８ ’にの大きさをもつＴｉＮ ＋
Ｍｎ２の複合体である。それに対してＢ型粒内フェライ
トの生成核は、ＴｉＮ ＋ Ｍｎ２の複合体と同８度の
太きさ紫もつＴｉ酸化物である。したがって、’ｌ’ｉ
Ｎ＋ＭｎＳの複合体とＴｉ酸化物の両者を同時に鋼中に
存在させることにＬす、大人熱から小人熱の全人熱範囲
にわたつ″′ｒ４ＨＡＺ靭注に最も好ましい校内フェラ
イトの形成が可能となる。すなわち、大入熱溶接におい
ては、主として有効結晶粒径の極めて小さなＡ型粒内フ
ェライトにより、また中入熱から小入熱浴接においては
、Ｂ型粒内フェライトの生成に工ってＨＡＺ靭囲は著る
しぐ改善される。
さらに、中入熱廖接、小入熱浴接は板厚の厚い鋼板の溶
接に適用されるため、一般的に多層浴接となる。この工
うな溶接法の場合、実継手のＨＡＺ靭性は、主として上
部ベイナイト組織からなるＨＡＺの粗粒域が後続ビーｒ
Ｖｃ工りＡｃ１直上に加熱・冷却されることにより生成
する高炭素マルテンサイトに工り著るしく低下する。し
かしながら、ｆ（ＡＺの粗粒域の組織が主に粒内フェラ
イトからなる場合には、後続ビーＰによシ生成する高炭
素マルテンサイトの分散形態が上部４イナイトの場合と
は異なり、ＨＡＺ靭性はほとんど低下しないという極め
て大きな特性を有する。
接に適用されるため、一般的に多層浴接となる。この工
うな溶接法の場合、実継手のＨＡＺ靭性は、主として上
部ベイナイト組織からなるＨＡＺの粗粒域が後続ビーｒ
Ｖｃ工りＡｃ１直上に加熱・冷却されることにより生成
する高炭素マルテンサイトに工り著るしく低下する。し
かしながら、ｆ（ＡＺの粗粒域の組織が主に粒内フェラ
イトからなる場合には、後続ビーＰによシ生成する高炭
素マルテンサイトの分散形態が上部４イナイトの場合と
は異なり、ＨＡＺ靭性はほとんど低下しないという極め
て大きな特性を有する。
さらに粒内フェライトが十分発達する場合においても、
さきの第１図に示すように必らず粒界７エライト（Ｆ’
ｐ）とフェライトサイドプレート（Ｆ’ｓｐ）が存在し
、ＨＡＺ靭性は粒界フェライト＋フェライトサイドプレ
ートの巾が広くなるほど低下する。
さきの第１図に示すように必らず粒界７エライト（Ｆ’
ｐ）とフェライトサイドプレート（Ｆ’ｓｐ）が存在し
、ＨＡＺ靭性は粒界フェライト＋フェライトサイドプレ
ートの巾が広くなるほど低下する。
また、添加元素の、うち、Ｂはその一部がオーステナイ
ト粒界お工びオーステナイト／フェライト界面に偏析し
て％靭性に有害な粒界フェライトとフェライトサイドプ
レートの発達全抑制する。
ト粒界お工びオーステナイト／フェライト界面に偏析し
て％靭性に有害な粒界フェライトとフェライトサイドプ
レートの発達全抑制する。
そこで、本発明者らは、これらの検討結果に基づいて、
適正な合金設計を行なった鋼について所定の寸法１分布
のＴｉ酸化物と′ｒＩ窒化物＋ＭｎＳの複合体の両者を
併存せしめるならば、小人熱から大入熱の全入熱領域に
わたる鋼の溶接に際し、ＨＡＺの低温靭性が著るしく改
善され、溶液性の優れた海洋構造物、船舶、貯博などの
大型１ｔｌｊｔ用鋼の開発が可能であるとの結論に達し
、本発明金成したものである。
適正な合金設計を行なった鋼について所定の寸法１分布
のＴｉ酸化物と′ｒＩ窒化物＋ＭｎＳの複合体の両者を
併存せしめるならば、小人熱から大入熱の全入熱領域に
わたる鋼の溶接に際し、ＨＡＺの低温靭性が著るしく改
善され、溶液性の優れた海洋構造物、船舶、貯博などの
大型１ｔｌｊｔ用鋼の開発が可能であるとの結論に達し
、本発明金成したものである。
すなわち本発明は以上の知見に基づいてなされたもので
あり、その要旨は％重量％でＣ： ｏ、 ０２〜０．１
８％、Ｓｉ≦（］、５％、Ｍｎ： ０．４〜１．８％、
Ｐ≦０．０１５９６％Ｎ≦ｏ、 ００４％％Ａ／≦０．
００６％、Ｓ ： ｆｌ、 Ｉ） ０１〜０．００５％
、Ｂ：０．０００２〜０、００２０％全基本成分とし、
これに必要に応じてＮｉ≦３．ｏＸｔ○Ｕ≦１．５％、
Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ≦０．１％％Ｏｒ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦０．５％の１種または２種以上を含有し、さらに必
要に応じて希土類元素、Ｏａお工ひＭｇの１種または２
種以上上合計で０．００５％以下含有し、残部はｒｅお
工び不可避不純物からなり、かつ粒子径が０，１〜３．
０μｍ１粒子数が５×１０’ 〜１ ｘ １０＠ケ／雌
３のＴｉ酸化物お工びＴｉ１ｌヒ物＋Ｍｎ３の複合体の
両者上同時に含有すること全特徴とする溶接用低温強靭
鋼にある。
あり、その要旨は％重量％でＣ： ｏ、 ０２〜０．１
８％、Ｓｉ≦（］、５％、Ｍｎ： ０．４〜１．８％、
Ｐ≦０．０１５９６％Ｎ≦ｏ、 ００４％％Ａ／≦０．
００６％、Ｓ ： ｆｌ、 Ｉ） ０１〜０．００５％
、Ｂ：０．０００２〜０、００２０％全基本成分とし、
これに必要に応じてＮｉ≦３．ｏＸｔ○Ｕ≦１．５％、
Ｎｂ≦０．０５％、Ｖ≦０．１％％Ｏｒ≦１．０％、Ｍ
ｏ≦０．５％の１種または２種以上を含有し、さらに必
要に応じて希土類元素、Ｏａお工ひＭｇの１種または２
種以上上合計で０．００５％以下含有し、残部はｒｅお
工び不可避不純物からなり、かつ粒子径が０，１〜３．
０μｍ１粒子数が５×１０’ 〜１ ｘ １０＠ケ／雌
３のＴｉ酸化物お工びＴｉ１ｌヒ物＋Ｍｎ３の複合体の
両者上同時に含有すること全特徴とする溶接用低温強靭
鋼にある。
以下、本発明について詳細に説明する。
最初に本発明鋼の基本成分範囲の限定理由について述べ
る。
る。
まず、０は鋼の強ｖを向上させる有効な成分として添加
するもので、０．０２％未満では浴接構造用鋼として必
要な強度が得られず、また０、１８％を超える過剰の添
加は溶接割れ性などを著るしく低下させるので、０．０
２〜０，１８％とした。
するもので、０．０２％未満では浴接構造用鋼として必
要な強度が得られず、また０、１８％を超える過剰の添
加は溶接割れ性などを著るしく低下させるので、０．０
２〜０，１８％とした。
つぎに、８ｉは、母ぽの強度確保、溶鋼の予備脱酸など
に必要であるが、０．５％を超える過剰の添加はＨＡＺ
Ｋ高炭素マルテンサイトヲ生成して靭性全低下させる丸
め、上限ｉ ０．５％とした。
に必要であるが、０．５％を超える過剰の添加はＨＡＺ
Ｋ高炭素マルテンサイトヲ生成して靭性全低下させる丸
め、上限ｉ ０．５％とした。
ま九％都社、母材の強度、ａＩ性の確保とあわせて、
Ｔｉ窒化物とＭｉＳの複合体の形成のため０．４％以上
添加する必要があるが、ＩＷ液接部靭＠、割れ性など許
容できる範囲で上限を１．８％とした。
Ｔｉ窒化物とＭｉＳの複合体の形成のため０．４％以上
添加する必要があるが、ＩＷ液接部靭＠、割れ性など許
容できる範囲で上限を１．８％とした。
一方、Ｐは、ミクロ調板による浴接部靭性１割れ性など
の低下を防止するために極力低減すべきであり、上限２
ｏ、ｏｔｓにとした。
の低下を防止するために極力低減すべきであり、上限２
ｏ、ｏｔｓにとした。
Ｎは、母オ％溶接部の地の靭性とＨＡＺにおける高炭素
マルテンサイトの生成抑制という点からは低い方が望ま
しいが、Ｔｉ窒化物の形成にＮが必要なため、上限ｔ−
０，００４％とした。
マルテンサイトの生成抑制という点からは低い方が望ま
しいが、Ｔｉ窒化物の形成にＮが必要なため、上限ｔ−
０，００４％とした。
Ｍ社、予備脱酸、母材の細粒化、ＨＡＺの固溶Ｎの固定
などに必要な元素であるが、通常アルミキルド程度の添
加でも溶鋼酸素量を着るしく低下させ、フェライト生成
核となるＴｉ酸化物の形成が難かしくなるため、上限ｉ
ｏ、ｏｏａ％とじた。
などに必要な元素であるが、通常アルミキルド程度の添
加でも溶鋼酸素量を着るしく低下させ、フェライト生成
核となるＴｉ酸化物の形成が難かしくなるため、上限ｉ
ｏ、ｏｏａ％とじた。
Ｓについては、Ｔｉ窒化物＋Ｍｎ８複合体の形成のため
ｏ、 ００１９６以上必要であるが、ｏ、 ｏ ｏ ｓ
％を超える過剰の添加は粗大Ａ糸介在物を形成し、母材
の延靭性低下と異方性の増加を招く上から避けるべきで
あり、したがって上限２ ｇ、００５％とした。
ｏ、 ００１９６以上必要であるが、ｏ、 ｏ ｏ ｓ
％を超える過剰の添加は粗大Ａ糸介在物を形成し、母材
の延靭性低下と異方性の増加を招く上から避けるべきで
あり、したがって上限２ ｇ、００５％とした。
８は、本発明鋼における重要な元素の１つであり、ＨＡ
ＺＯａに有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレ
ートの成長の抑制と、ＢＮの析出によるＨＡＺの固溶Ｎ
の固定から０．０００２％以上必要であるが、０．００
２％金超える過剰の添加はＦｅ２３０８６の析出による
靭性低下と）（ＡＺの硬化性の増加ケ招くため、上限を
０．００２％とした。
ＺＯａに有害な粒界フェライト、フェライトサイドプレ
ートの成長の抑制と、ＢＮの析出によるＨＡＺの固溶Ｎ
の固定から０．０００２％以上必要であるが、０．００
２％金超える過剰の添加はＦｅ２３０８６の析出による
靭性低下と）（ＡＺの硬化性の増加ケ招くため、上限を
０．００２％とした。
以上が本発明鋼の基本成分であるが、母材強度の上昇、
お工び母材、ＨＡＺの靭性向上の目的で、Ｎ４．Ｃｕ、
ｎｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ の１わＲまたは２種以上を含有
することができる。
お工び母材、ＨＡＺの靭性向上の目的で、Ｎ４．Ｃｕ、
ｎｒ、Ｍｏ、Ｎｂ、Ｖ の１わＲまたは２種以上を含有
することができる。
まずＮ１は、母材の強度、靭性とＨＡＺの靭性全同時に
高める極めて有効な元素であるが、３．０９６’を超す
過剰の添加をすると焼入性の増加にＬり本。
高める極めて有効な元素であるが、３．０９６’を超す
過剰の添加をすると焼入性の増加にＬり本。
発明鋼に必要な粒内フェライトの形成が抑制されるため
、上限を３．０％とした、 つぎにＣｕは、母材強度金高める割りにＨＡＺの硬さ上
昇が少なく、有効な元素であるが、応力除去焼鈍による
）ＩＡＺの硬化性の増加など考慮して上限を１．５％と
した。
、上限を３．０％とした、 つぎにＣｕは、母材強度金高める割りにＨＡＺの硬さ上
昇が少なく、有効な元素であるが、応力除去焼鈍による
）ＩＡＺの硬化性の増加など考慮して上限を１．５％と
した。
さらにＮｂ、Ｖ、Ｏｒ、Ｍｏは焼入性の向上と析出硬化
とにより母材の強度全高め、また適切な製造プロセスに
より母材の低＠靭件の向上も期待される。しかし各成分
の上限値を超える過剰の添加はＨＡＺ靭性および硬化性
の観点から極めて有害となるため、Ｎｂ、Ｖ、Ｏｒ、Ｍ
ｏのそれぞれについて上限ｋ ０．０５％、０．１％、
１．θ％、０．５％とした。
とにより母材の強度全高め、また適切な製造プロセスに
より母材の低＠靭件の向上も期待される。しかし各成分
の上限値を超える過剰の添加はＨＡＺ靭性および硬化性
の観点から極めて有害となるため、Ｎｂ、Ｖ、Ｏｒ、Ｍ
ｏのそれぞれについて上限ｋ ０．０５％、０．１％、
１．θ％、０．５％とした。
また、本発明鋼においてはＨＡＺのオーステナイト結晶
粒粗大化防止のため、酸化物および硫化物生成元素であ
る原子番号５７〜７１のランタノイＰ糸元素およびＹの
希土類元素（ＲＩＭ）、０ａＳＬひＭｇ４ｖ三者の内１
種または２種以上を添加することができる。これらの元
素は酸化物、硫化物もしくは酸・硫化物ケ形成させ％Ｈ
ＡＺの結晶粒粗大化防止とあわせて母材異方性の解消の
ために添加される。しかしこれらの元素の１種または２
Ｎ以上の合計が０．００５ Ｘ超となるとフェライト核
生成に効果のあるＴｉ酸化物お工びＭｎＳの形成が困難
になるため、上限ｉ （１００５％とした。なお、とく
にＲＢ Ｍ 、 Ｏａ 、Ｍｇの重積添加では、おのお
の上限２ ｏ、 ｏ ０３ Ｘ程度に抑えることが好ま
しい。
粒粗大化防止のため、酸化物および硫化物生成元素であ
る原子番号５７〜７１のランタノイＰ糸元素およびＹの
希土類元素（ＲＩＭ）、０ａＳＬひＭｇ４ｖ三者の内１
種または２種以上を添加することができる。これらの元
素は酸化物、硫化物もしくは酸・硫化物ケ形成させ％Ｈ
ＡＺの結晶粒粗大化防止とあわせて母材異方性の解消の
ために添加される。しかしこれらの元素の１種または２
Ｎ以上の合計が０．００５ Ｘ超となるとフェライト核
生成に効果のあるＴｉ酸化物お工びＭｎＳの形成が困難
になるため、上限ｉ （１００５％とした。なお、とく
にＲＢ Ｍ 、 Ｏａ 、Ｍｇの重積添加では、おのお
の上限２ ｏ、 ｏ ０３ Ｘ程度に抑えることが好ま
しい。
つぎに、本発明においては、前述の通りＨＡＺの粗粒域
において、その冷却時におけるオーステナイト−フェラ
イト変態全制御し１粒界フェライトとフェライトサイＰ
プレートの生成抑制とＡ型お工びＢ型粒内フェライトの
生成促進とにＬす、たとえＨＡＺのオーステナイト粒径
が大きくても、オーステナイト−フェライト変態後のフ
ェライト粒径を実効的に微細化することができる。
において、その冷却時におけるオーステナイト−フェラ
イト変態全制御し１粒界フェライトとフェライトサイＰ
プレートの生成抑制とＡ型お工びＢ型粒内フェライトの
生成促進とにＬす、たとえＨＡＺのオーステナイト粒径
が大きくても、オーステナイト−フェライト変態後のフ
ェライト粒径を実効的に微細化することができる。
而してこのようなＡ型お工び８型粒内フェライトの生成
のためには、まずＴｉ酸化物お工びＴｉＮ ＋ＭｎＳ複
合体が同時に鋼中に存在し、かつ両者の粒子径が０１〜
３．０μｍの範囲にあることが必要である。本発明者ら
の知見によれば、該粒子径が０．１μｍ未満では粒内フ
ェライト核の生成効果は極めて弱く、また３、０μｍ超
になるとフェライト生成能は有するものの、それら自身
が破壊の発生箇所となり易くなり、ＨＡＺ靭注靭性下す
る。
のためには、まずＴｉ酸化物お工びＴｉＮ ＋ＭｎＳ複
合体が同時に鋼中に存在し、かつ両者の粒子径が０１〜
３．０μｍの範囲にあることが必要である。本発明者ら
の知見によれば、該粒子径が０．１μｍ未満では粒内フ
ェライト核の生成効果は極めて弱く、また３、０μｍ超
になるとフェライト生成能は有するものの、それら自身
が破壊の発生箇所となり易くなり、ＨＡＺ靭注靭性下す
る。
つぎに該粒子の個数に関して、Ｔｉ酸化物お工びＴｉ窒
化物十Ｍｎ８複合体のそれぞれについて、粒子数があま
抄にも少なすぎると溶接時に十分なフェライト生成核が
得られないので５ＸｌＯ’ケ／ＩＩｍＪ以上の粒子を存
在させることが必要である。該粒子数が増加するにした
がって粒内フェライトの個数も増え、有効結晶粒は細か
くなるが、１ｘ１０６ケ／１ｍ”を超える過剰な存在は
母汀お工び溶接部の延性低下を招く傾向があるので、該
粒子数の上限はｌＸｌ０＠ケ／ｓｅａ”でなければなら
ない。
化物十Ｍｎ８複合体のそれぞれについて、粒子数があま
抄にも少なすぎると溶接時に十分なフェライト生成核が
得られないので５ＸｌＯ’ケ／ＩＩｍＪ以上の粒子を存
在させることが必要である。該粒子数が増加するにした
がって粒内フェライトの個数も増え、有効結晶粒は細か
くなるが、１ｘ１０６ケ／１ｍ”を超える過剰な存在は
母汀お工び溶接部の延性低下を招く傾向があるので、該
粒子数の上限はｌＸｌ０＠ケ／ｓｅａ”でなければなら
ない。
上記化合物の中、Ｔｉ酸化物およびＴｉｇ化物の生成手
段は溶鋼にス々ジチタンあるいはフェロチタン等のチタ
ンもしくはチタン合金金添加して鋳造・凝固させる手段
でもＬいし、あらかじめ前記粒度の軛囲内に調整したＴ
ｉ酸化物、Ｔｉ窒化物を溶鋼に噴射添加し、そのまま鋳
造・凝固させてもよい。
段は溶鋼にス々ジチタンあるいはフェロチタン等のチタ
ンもしくはチタン合金金添加して鋳造・凝固させる手段
でもＬいし、あらかじめ前記粒度の軛囲内に調整したＴ
ｉ酸化物、Ｔｉ窒化物を溶鋼に噴射添加し、そのまま鋳
造・凝固させてもよい。
また、Ｔｉ窒化物と複合体？形成する前記ＭｎＳは、鋼
塊もしくは鋳片の冷却過程において９５０〜７００℃の
温度範囲を０．５℃／Ｓ以下の緩冷却することＶＣ工り
、すてに９５０℃以上の温度において鋼中に存在する′
ｒ１窒化物の周辺に析出することに工っで複合体として
得られる。
塊もしくは鋳片の冷却過程において９５０〜７００℃の
温度範囲を０．５℃／Ｓ以下の緩冷却することＶＣ工り
、すてに９５０℃以上の温度において鋼中に存在する′
ｒ１窒化物の周辺に析出することに工っで複合体として
得られる。
また、鋼オは通常の圧延ままのもの、制御圧延をしたも
の、さらにこれに制御冷却と焼もどし全組合せたもの、
お工び焼入れ・焼もどしまたは焼県お工び両者ケ組合せ
たものであっても、該化合物の効果は何ら影響を受ける
ことはない。
の、さらにこれに制御冷却と焼もどし全組合せたもの、
お工び焼入れ・焼もどしまたは焼県お工び両者ケ組合せ
たものであっても、該化合物の効果は何ら影響を受ける
ことはない。
つぎに１本発明の効果を実施例によってさらに具体的に
述べる。
述べる。
（実１ｆｉ［ｉ世１）
第１表は試作鋼の化学成分を示し、４０キロから８０キ
ロ級鋼まで試作した。ここで、１〜２４か本発明鋼％２
５〜３５が比較鋼であり、このうち１〜１１．２５〜２
７は４０キロ級鋼、１２〜１７．２８〜３０は５０キ１
：ｌＷｉｉｉＭ、１８〜２１゜３１〜３３は６０−？口
扱銅、２２〜２４ 、３４ 。
ロ級鋼まで試作した。ここで、１〜２４か本発明鋼％２
５〜３５が比較鋼であり、このうち１〜１１．２５〜２
７は４０キロ級鋼、１２〜１７．２８〜３０は５０キ１
：ｌＷｉｉｉＭ、１８〜２１゜３１〜３３は６０−？口
扱銅、２２〜２４ 、３４ 。
３５は８０キロ級鋼である。
いずれの試作灯も圧延１Ｃニジ２０お工び３０鵡の鋼板
とし、それぞれＸ開先による両面一層溶接奮行なった。
とし、それぞれＸ開先による両面一層溶接奮行なった。
２０鵡防については電流７００Ａ。
電Ｅ３２Ｖ、浴接速ｆ ３０ ｃｍ／ｍｉｎ、入熱量４
５ＫＪ／−の１電極潜弧浴接、３０ｙｍ訂については電
流１０００Ａ（Ｌ極）、９５０Ａ（Ｔ極）、電圧３６Ｖ
（Ｌ極）、４０Ｖ（Ｔ極）、溶接速ＶＬ４４ａｍ ／
ｍ ｉ ｎ、入熱１００ ＫＪ／ｌｘの２電極潜弧溶接
を行ない、第２図に試験片採取位置を示す工うに。
５ＫＪ／−の１電極潜弧浴接、３０ｙｍ訂については電
流１０００Ａ（Ｌ極）、９５０Ａ（Ｔ極）、電圧３６Ｖ
（Ｌ極）、４０Ｖ（Ｔ極）、溶接速ＶＬ４４ａｍ ／
ｍ ｉ ｎ、入熱１００ ＫＪ／ｌｘの２電極潜弧溶接
を行ない、第２図に試験片採取位置を示す工うに。
鋼防５，５を溶接して溶接音ａ！ｌｔ−形成させた後、
切欠位置４を浴接ボンＰ部６から１（ＡＺＺ側へ２鴎入
ったところとし、シャルピー衝撃試片３を採取した。試
験は一４０℃、−６０℃で実施した。
切欠位置４を浴接ボンＰ部６から１（ＡＺＺ側へ２鴎入
ったところとし、シャルピー衝撃試片３を採取した。試
験は一４０℃、−６０℃で実施した。
第１表に母防の化学成分とＴｉ酸化物、Ｔｉｇ化物化物
間ｎｓ ７合体の粒子径と粒子数を示す。また、第２表
には母材特性とあわせてＨＡＺの切性を示す。
間ｎｓ ７合体の粒子径と粒子数を示す。また、第２表
には母材特性とあわせてＨＡＺの切性を示す。
第２表から明らかなように、本発明鋼は比較鋼に比し浸
れたＨＡＺ靭性を有することがわかる。
れたＨＡＺ靭性を有することがわかる。
すなわち、４０キａ級鋼のうち本発明鋼１〜１１は粒子
径３μｍ超のものはな（、０．１〜３μｒｎ顯囲のＴｉ
酸化物％Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳ複合体の粒子数がそれぞれ
４． ＯＸ １０５／ａｍ’ 、 ４．２ Ｘ １０５
／Ｄ’ 、入熱４５ ＫＪ／譚、 １００ ＫＪ／３
の溶接において、−４０℃、−６０℃の靭性は極めて優
れている。
径３μｍ超のものはな（、０．１〜３μｒｎ顯囲のＴｉ
酸化物％Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳ複合体の粒子数がそれぞれ
４． ＯＸ １０５／ａｍ’ 、 ４．２ Ｘ １０５
／Ｄ’ 、入熱４５ ＫＪ／譚、 １００ ＫＪ／３
の溶接において、−４０℃、−６０℃の靭性は極めて優
れている。
一方、比較鋼において、２５は含有８不足による複合体
の僅少、２７はＡＡ過剰和よるＴｉ酸化物の僅少、２６
はＳ不足にＬる粒界フェライトの発達にエリ、本発明鋼
に比べてＨＡＺＱ性は低下する。
の僅少、２７はＡＡ過剰和よるＴｉ酸化物の僅少、２６
はＳ不足にＬる粒界フェライトの発達にエリ、本発明鋼
に比べてＨＡＺＱ性は低下する。
５０キロ級鋼のうち、本発明＠１２〜１７も４０キロ級
鋼と同様に粒子径３μｍ超のものはなく。
鋼と同様に粒子径３μｍ超のものはなく。
０．１〜３ μｍ 範囲のＴｉ ｅ化物％Ｔｉ窒化物＋
ＭｎＳ複合体の粒子数は本発明範囲の５Ｘ１０’〜１ｘ
１０６ケ／ｒａｎ”にあり、いずれの入熱、いずれの試
験温度においても鈎イは優れている。一方、比較鋼にお
いて、２８はＮ過剰によるマＩ−ＩＪラックス靭性低下
、２９はＲＥＭ過剰によるＴｉ酸化物および複合体の僅
少、３０はＴｉ酸化物および複合体の過剰と粗大化にＬ
す、ＨＡＺ靭性は本発明鋼に比べて著るしく低下する。
ＭｎＳ複合体の粒子数は本発明範囲の５Ｘ１０’〜１ｘ
１０６ケ／ｒａｎ”にあり、いずれの入熱、いずれの試
験温度においても鈎イは優れている。一方、比較鋼にお
いて、２８はＮ過剰によるマＩ−ＩＪラックス靭性低下
、２９はＲＥＭ過剰によるＴｉ酸化物および複合体の僅
少、３０はＴｉ酸化物および複合体の過剰と粗大化にＬ
す、ＨＡＺ靭性は本発明鋼に比べて著るしく低下する。
６０−＃口級鋼のうち１本発明鋼１８〜２１は４０．５
０キロ級鋼と同様に粒子径３μｍ超のものはなく、０．
１〜３μｍ範囲のＴｉ酸化物、 Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳ複
合体の粒子数は本発明範囲の５ｘｌＯ’ 〜１ｘｌＯ・
ケ／ｍ” Ｉｃあ、す、いずれの入熱、いずれの試験温
度においても靭性は優れている。一方、比較鋼において
、３１はＳ不足による複合体の僅少、３２はＲｌｉＸＭ
＋ Ｏａの過剰によるＴｉ酸化物、複合体の僅少、３
３はＳ不足による粒界フェライトの発達に工り、本発明
鋼に比べてＨＡＺ靭注靭性るしく低下する。最後に、８
０キロ級鋼のうち、本発明鋼２２〜２４は４０〜６０キ
ロ級鋼と同様に粒子径３μｍ超はなく％０．１〜３μｍ
範囲のＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳ複合体の粒子数
は本発明範囲内にあり、入熱、試験＠度によらず［（Ａ
Ｚ靭性は優れている。一方、比較鋼におｈで、３４は
Ａ！過剰による゛ｒｉＴｉ酸化物少、３５はＴｉ酸化物
お工び複合体の過剰と粗大化に工す、１（ＡＺｑ１％は
本発明鋼に比べて低下する。
０キロ級鋼と同様に粒子径３μｍ超のものはなく、０．
１〜３μｍ範囲のＴｉ酸化物、 Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳ複
合体の粒子数は本発明範囲の５ｘｌＯ’ 〜１ｘｌＯ・
ケ／ｍ” Ｉｃあ、す、いずれの入熱、いずれの試験温
度においても靭性は優れている。一方、比較鋼において
、３１はＳ不足による複合体の僅少、３２はＲｌｉＸＭ
＋ Ｏａの過剰によるＴｉ酸化物、複合体の僅少、３
３はＳ不足による粒界フェライトの発達に工り、本発明
鋼に比べてＨＡＺ靭注靭性るしく低下する。最後に、８
０キロ級鋼のうち、本発明鋼２２〜２４は４０〜６０キ
ロ級鋼と同様に粒子径３μｍ超はなく％０．１〜３μｍ
範囲のＴｉ酸化物、Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳ複合体の粒子数
は本発明範囲内にあり、入熱、試験＠度によらず［（Ａ
Ｚ靭性は優れている。一方、比較鋼におｈで、３４は
Ａ！過剰による゛ｒｉＴｉ酸化物少、３５はＴｉ酸化物
お工び複合体の過剰と粗大化に工す、１（ＡＺｑ１％は
本発明鋼に比べて低下する。
（発明の効果）
以上の実施例からも明らかごとく、本発明によれば、鋼
防の浴接に際し低入熱から大入熱まで、各種の浴接施工
を必要とする海洋構造ｖＡ、船舶、貯槽など大型溶接構
造物に使用される＠全提供することが可能となるもので
あり、その効果は極めて顕著なものがある。
防の浴接に際し低入熱から大入熱まで、各種の浴接施工
を必要とする海洋構造ｖＡ、船舶、貯槽など大型溶接構
造物に使用される＠全提供することが可能となるもので
あり、その効果は極めて顕著なものがある。
第１図は各種フェライトの形態を示す模式図、第２図は
衝撃試験片の採取位置を示す図である。 １・・・溶接全編、２・・・ＨＡＺ、３・・・衝撃試験
片、４・・・切欠位置、５・・・鋼オ、６・・・ボンド
部。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名 ７ｔ１図 第２図
衝撃試験片の採取位置を示す図である。 １・・・溶接全編、２・・・ＨＡＺ、３・・・衝撃試験
片、４・・・切欠位置、５・・・鋼オ、６・・・ボンド
部。 代理人 弁理士 秋 沢 政 光 他２名 ７ｔ１図 第２図
Claims (4)
- （１）重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．
５％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｐ≦０．０１５％、 Ｎ≦０．００４％、 Ａｌ≦０．００６％、 Ｓ：０．００１〜０．００５％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２０％、 を基本成分とし、残部はＦｅおよび不可避不純物からな
り、かつ粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１
０＾４〜１×１０＾６ヶ／ｍｍ＾３のＴｉ酸化物および
Ｔｉ窒化物＋ＭｎＳの複合体の両者を同時に含有するこ
とを特徴とする溶接用低温靭鋼。 - （２）重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．
５％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｐ≦０．０１５％、 Ｎ≦０．００４％、 Ａｌ≦０．００６％、 Ｓ：０．００１〜０．００５％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ を基本成分とし、これに Ｎｉ≦３．０％、 Ｃｕ≦１．５％、 Ｎｂ≦０．０５％、 Ｖ≦０．１％、 Ｃｒ≦１．０％、 Ｍｏ≦０．５％ の１種または２種以上を含有し、残部はＦｅおよび不可
避不純物からなり、かつ粒子径が０．１〜３．０μｍ、
粒子数が５×１０＾４〜１×１０＾６ヶ／ｍｍ＾３のＴ
ｉ酸化物およびＴｉ窒化物＋ＭｎＳの複合体の両者を同
時に含有することを特徴とする溶接用低温強靭鋼。 - （３）重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．
５％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｐ≦０．０１５％、 Ｎ≦０．００４％、 Ａｌ≦０．００６％、 Ｓ：０．００１〜０．００５％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ を基本成分とし、さらに希土類元素、ＣａおよびＭｇの
１種または２種以上を合計で０．００５％以下含有し、
残部はＦｅおよび不可避不純物からなり、かつ粒子径が
０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０＾４〜１×１０
＾６ヶ／ｍｍ＾３のＴｉ酸化物およびＴｉ窒化物＋Ｍｎ
Ｓの複合体の両者を同時に含有することを特徴とする溶
接用低温強靭鋼。 - （４）重量％でＣ：０．０２〜０．１８％、Ｓｉ≦０．
５％、 Ｍｎ：０．４〜１．８％、 Ｐ≦０．０１５％、 Ｎ≦０．００４％、 Ａｌ≦０．００６％、 Ｓ：０．００１〜０．００５％、 Ｂ：０．０００２〜０．００２０％ を基本成分とし、これに Ｎｉ≦３．０％、 Ｃｕ≦１．５％、 Ｎｂ≦０．０５％、 Ｖ≦０．１％ Ｃｒ≦１．０％、 Ｍｏ≦０．５％ の１種または２種以上を含有し、さらに希土類元素、Ｃ
ａおよびＭｇの１種または２種以上を合計で０．００５
％以下含有し、残部はＦｅおよび不可避不純物からなり
、かつ粒子径が０．１〜３．０μｍ、粒子数が５×１０
＾４〜１×１０＾６ヶ／ｍｍ＾３のＴｉ酸化物およびＴ
ｉ窒化物＋ＭｎＳの複合体の両者を同時に含有すること
を特徴とする溶接用低温強靭鋼。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23778484A JPS61117245A (ja) | 1984-11-12 | 1984-11-12 | 溶接用低温強靭鋼 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP23778484A JPS61117245A (ja) | 1984-11-12 | 1984-11-12 | 溶接用低温強靭鋼 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS61117245A true JPS61117245A (ja) | 1986-06-04 |
| JPH0577740B2 JPH0577740B2 (ja) | 1993-10-27 |
Family
ID=17020380
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP23778484A Granted JPS61117245A (ja) | 1984-11-12 | 1984-11-12 | 溶接用低温強靭鋼 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS61117245A (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01180948A (ja) * | 1988-01-12 | 1989-07-18 | Nippon Steel Corp | 溶接部靭性の優れた低温用高張力鋼 |
| JPH0247240A (ja) * | 1988-08-10 | 1990-02-16 | Nippon Steel Corp | 中炭素強靭鋼 |
| JPH02282446A (ja) * | 1989-04-21 | 1990-11-20 | Nippon Steel Corp | 電子ビーム溶接性の優れた降伏強度６０Ｋｇｆ／ｍｍ↑２級以上の高靭性高張力鋼 |
| US5236521A (en) * | 1990-06-06 | 1993-08-17 | Nkk Corporation | Abrasion resistant steel |
| US5292384A (en) * | 1992-07-17 | 1994-03-08 | Martin Marietta Energy Systems, Inc. | Cr-W-V bainitic/ferritic steel with improved strength and toughness and method of making |
| US5403410A (en) * | 1990-06-06 | 1995-04-04 | Nkk Corporation | Abrasion-resistant steel |
| KR100380751B1 (ko) * | 2000-12-01 | 2003-05-09 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는 용접구조용 강재, 그제조방법, 이를 이용한 용접구조물 |
| EP1337678A1 (en) * | 2000-12-01 | 2003-08-27 | Posco | Steel plate to be precipitating tin+mns for welded structures, method for manufacturing the same and welding fabric using the same |
| KR100470057B1 (ko) * | 2000-12-04 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는 고강도 용접구조용강재와 그 제조방법 |
| KR100482216B1 (ko) * | 2000-12-04 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의해 ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는용접구조용 강재의 제조방법 |
| CN108624819A (zh) * | 2017-03-24 | 2018-10-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本、大热输入焊接460MPa级止裂钢板及其制造方法 |
Families Citing this family (1)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| WO2014156175A1 (ja) | 2013-03-29 | 2014-10-02 | Ｊｆｅスチール株式会社 | 厚肉鋼管用鋼板、その製造方法、および厚肉高強度鋼管 |
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| JPS5953653A (ja) * | 1982-09-21 | 1984-03-28 | Kawasaki Steel Corp | 溶接部靭性のすぐれた極厚低温用鋼 |
| JPS59153867A (ja) * | 1983-02-18 | 1984-09-01 | Nippon Kokan Kk <Nkk> | 溶接性に優れた高靭性圧力容器用鋼 |
-
1984
- 1984-11-12 JP JP23778484A patent/JPS61117245A/ja active Granted
Patent Citations (5)
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| EP1337678A4 (en) * | 2000-12-01 | 2004-11-03 | Posco | PRECIPITATE STEEL PLATE WITH TIN + MNS FOR WELDED STRUCTURES, MANUFACTURING METHOD THEREOF AND WELDED CANVAS USING SAME |
| KR100470057B1 (ko) * | 2000-12-04 | 2005-02-04 | 주식회사 포스코 | ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는 고강도 용접구조용강재와 그 제조방법 |
| KR100482216B1 (ko) * | 2000-12-04 | 2005-04-21 | 주식회사 포스코 | 침질처리에 의해 ＴｉＮ＋ＭｎＳ의 복합석출물을 갖는용접구조용 강재의 제조방법 |
| CN108624819A (zh) * | 2017-03-24 | 2018-10-09 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本、大热输入焊接460MPa级止裂钢板及其制造方法 |
| CN108624819B (zh) * | 2017-03-24 | 2020-08-25 | 宝山钢铁股份有限公司 | 低成本、大热输入焊接460MPa级止裂钢板及其制造方法 |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0577740B2 (ja) | 1993-10-27 |
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